JPH1180890A - 高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
高強度熱延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH1180890A JPH1180890A JP25782097A JP25782097A JPH1180890A JP H1180890 A JPH1180890 A JP H1180890A JP 25782097 A JP25782097 A JP 25782097A JP 25782097 A JP25782097 A JP 25782097A JP H1180890 A JPH1180890 A JP H1180890A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 析出強化によることなく比較的高い温度にて
巻取処理を行っても引張強度が９００Ｎ／mm2 以上の高
強度、さらには低降伏比を実現することができる熱延鋼
板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、
Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０
２〜０．１０％、Ｃｒ：０．４〜１．５％、を含み、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、８５面積％以上
のベイナイト組織を有し、引張強度が９００Ｎ／mm2 以
上である。前記鋼成分のほか、さらに重量％で、Ｍｏ：
１．０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：２．０
％以下、Ｃａ：０．００５０％以下の内１種以上を含有
することができる。
巻取処理を行っても引張強度が９００Ｎ／mm2 以上の高
強度、さらには低降伏比を実現することができる熱延鋼
板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、
Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０
２〜０．１０％、Ｃｒ：０．４〜１．５％、を含み、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、８５面積％以上
のベイナイト組織を有し、引張強度が９００Ｎ／mm2 以
上である。前記鋼成分のほか、さらに重量％で、Ｍｏ：
１．０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：２．０
％以下、Ｃａ：０．００５０％以下の内１種以上を含有
することができる。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は自動車用のメンバー
やバンパー等の補強部材などに適し、９００Ｎ／mm2 以
上の引張強度を有する高強度熱延鋼板およびその製造方
法に関するものである。
やバンパー等の補強部材などに適し、９００Ｎ／mm2 以
上の引張強度を有する高強度熱延鋼板およびその製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より、熱延鋼板を高強度化する検討
が種々なされている。例えば、特開平５−２３０５２９
号公報、特開平７−１３８６３８号公報には、焼入性の
高いＢなどを添加し、低い温度（実施例では４００℃〜
常温）での巻取によって変態生成物を生成させ、さらに
強度の不足分を補うためにＴｉやＮｂなどの析出強化元
素を添加することにより強化が図られている。
が種々なされている。例えば、特開平５−２３０５２９
号公報、特開平７−１３８６３８号公報には、焼入性の
高いＢなどを添加し、低い温度（実施例では４００℃〜
常温）での巻取によって変態生成物を生成させ、さらに
強度の不足分を補うためにＴｉやＮｂなどの析出強化元
素を添加することにより強化が図られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、９００
Ｎ／mm2 以上の引張強度を有する熱延鋼板の製造は非常
に困難であった。すなわち、前記公報に記載の技術で
は、ＴｉやＮｂを多量に添加するため熱延前のスラブ加
熱温度を高める必要があり、また熱延後の冷却速度のバ
ラツキによって析出物が不均一に生成したり、３５０℃
未満の非常に低い巻取温度まで冷却した場合には、鋼帯
内部に生じた局部的な残留応力のために形状が不均一に
なりやすいという問題があった。また、実成形を行うに
当たっては、ＮｂやＴｉなどを添加して析出強化によっ
て高強度化を図った場合には、降伏比か非常に高くな
り、プレス加工後の形状凍結性が劣るという問題があっ
た。
Ｎ／mm2 以上の引張強度を有する熱延鋼板の製造は非常
に困難であった。すなわち、前記公報に記載の技術で
は、ＴｉやＮｂを多量に添加するため熱延前のスラブ加
熱温度を高める必要があり、また熱延後の冷却速度のバ
ラツキによって析出物が不均一に生成したり、３５０℃
未満の非常に低い巻取温度まで冷却した場合には、鋼帯
内部に生じた局部的な残留応力のために形状が不均一に
なりやすいという問題があった。また、実成形を行うに
当たっては、ＮｂやＴｉなどを添加して析出強化によっ
て高強度化を図った場合には、降伏比か非常に高くな
り、プレス加工後の形状凍結性が劣るという問題があっ
た。
【０００４】本発明は以上の状況に鑑みて、析出強化に
よることなく比較的高い温度にて巻取処理を行っても引
張強度が９００Ｎ／mm2 以上の高強度、さらには低降伏
比を実現することができる熱延鋼板とその製造方法を提
供するものである。
よることなく比較的高い温度にて巻取処理を行っても引
張強度が９００Ｎ／mm2 以上の高強度、さらには低降伏
比を実現することができる熱延鋼板とその製造方法を提
供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者は上記の問題に
鑑み、ベイナイト組織が加工性、特に伸びフランジ性な
どを向上させることにも着目して、鋭意検討を重ねた結
果、特にＣ：０．１０〜０．２０wt％の成分の鋼板でＣ
ｒを０．４〜１．５wt％添加した場合には、比較的高い
巻取温度でも強度の高いベイナイト組織を得ることがで
き、析出強化によることなく引張強度が９００Ｎ／mm2
以上の高強度を得ることかできることを見出し、本発明
を完成するに至った。
鑑み、ベイナイト組織が加工性、特に伸びフランジ性な
どを向上させることにも着目して、鋭意検討を重ねた結
果、特にＣ：０．１０〜０．２０wt％の成分の鋼板でＣ
ｒを０．４〜１．５wt％添加した場合には、比較的高い
巻取温度でも強度の高いベイナイト組織を得ることがで
き、析出強化によることなく引張強度が９００Ｎ／mm2
以上の高強度を得ることかできることを見出し、本発明
を完成するに至った。
【０００６】すなわち、請求項１に記載した本発明の高
強度熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０
％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．０２〜０．１０％、Ｃｒ：０．４〜１．５％、を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、８５面積
％以上のベイナイト組織を有し、引張強度が９００Ｎ／
mm2 以上であることを特徴とするものである。
強度熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０
％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．０２〜０．１０％、Ｃｒ：０．４〜１．５％、を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、８５面積
％以上のベイナイト組織を有し、引張強度が９００Ｎ／
mm2 以上であることを特徴とするものである。
【０００７】また、請求項２に記載した発明は、請求項
１において、さらに重量％で、Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃａ：
０．００５０％以下の内１種以上を含有することを特徴
とするものである。
１において、さらに重量％で、Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃａ：
０．００５０％以下の内１種以上を含有することを特徴
とするものである。
【０００８】また、請求項３に記載した発明は、請求項
１又は２において、降伏比が７０％以下であることを特
徴とするものである。
１又は２において、降伏比が７０％以下であることを特
徴とするものである。
【０００９】また、請求項４に記載した本発明の高強度
熱延鋼板の製造方法は、請求項１又は２に記載した成分
を有する鋼を加熱後、熱間圧延を行い、仕上温度を（Ａ
r3点−５０）℃以上で熱間圧延を終了し、３０℃／ｓ以
上の冷却速度にて冷却し、３５０〜５５０℃で巻き取る
ことを特徴とするものである。また、請求項５に記載さ
れた発明は、請求項４において、仕上温度を（Ａr3点−
５０）℃以上９２０℃未満で熱間圧延を終了することを
特徴とするものである。
熱延鋼板の製造方法は、請求項１又は２に記載した成分
を有する鋼を加熱後、熱間圧延を行い、仕上温度を（Ａ
r3点−５０）℃以上で熱間圧延を終了し、３０℃／ｓ以
上の冷却速度にて冷却し、３５０〜５５０℃で巻き取る
ことを特徴とするものである。また、請求項５に記載さ
れた発明は、請求項４において、仕上温度を（Ａr3点−
５０）℃以上９２０℃未満で熱間圧延を終了することを
特徴とするものである。
【００１０】まず、本発明における鋼の化学成分（wt
％）の限定理由について説明する。 Ｃ：０．１０〜０．２０％ Ｃは低温変態生成物を生成させるために必要な元素であ
る。必要なベイナイト組織を得、９００Ｎ／mm2 以上の
引張強度を得るためには、０．１０％以上が必要であ
る。一方、０．２０％を越えると、たとえ９００Ｎ／mm
2 を超える強度を得ても、伸びフランジ特性などが急激
に低下して加工性か劣化するとともに、スポット溶接性
や耐遅れ破壊特性を劣化させるので、上限を０．２０％
とする。
％）の限定理由について説明する。 Ｃ：０．１０〜０．２０％ Ｃは低温変態生成物を生成させるために必要な元素であ
る。必要なベイナイト組織を得、９００Ｎ／mm2 以上の
引張強度を得るためには、０．１０％以上が必要であ
る。一方、０．２０％を越えると、たとえ９００Ｎ／mm
2 を超える強度を得ても、伸びフランジ特性などが急激
に低下して加工性か劣化するとともに、スポット溶接性
や耐遅れ破壊特性を劣化させるので、上限を０．２０％
とする。
【００１１】Ｓｉ：２．０％以下 Ｓｉは鋼中に固溶して強度を高める元素であり、必要強
度に応じて添加される。ただし、２．０％を超えて添加
すると、表面欠陥が生じやすくなり、酸洗性や塗装性等
を劣化させるので、上限を２．０％とする。
度に応じて添加される。ただし、２．０％を超えて添加
すると、表面欠陥が生じやすくなり、酸洗性や塗装性等
を劣化させるので、上限を２．０％とする。
【００１２】Ｍｎ：０．５〜２．５％ Ｍｎは焼入性を向上させ、低温変態生成物を生じ易くす
る。９００Ｎ／mm2 以上の引張強度を得るためには０．
５％以上必要であり、一方２．５％を超えて添加すると
耐遅れ破壊性の劣化を招くため、下限を０．５％、上限
を２．５％とする。
る。９００Ｎ／mm2 以上の引張強度を得るためには０．
５％以上必要であり、一方２．５％を超えて添加すると
耐遅れ破壊性の劣化を招くため、下限を０．５％、上限
を２．５％とする。
【００１３】Ｐ：０．０１５％以下 ＰもＳｉと同様に鋼中に固溶して強度を高める元素であ
る。しかし、過度に添加した場合には粒界に偏析するた
めに加工性を劣化させ、脆化を助長する。このため、本
発明では０．０１５％以下に止める。
る。しかし、過度に添加した場合には粒界に偏析するた
めに加工性を劣化させ、脆化を助長する。このため、本
発明では０．０１５％以下に止める。
【００１４】Ｓ：０．０１％以下 ＳはＭｎＳなどの介在物を生成して加工性を劣化させ
る。後述するようにＣａの添加により、加工性の阻害要
因であるＳ介在物の形態を制御することができ、これに
より加工性の劣化を防止することができるが、その場合
でもＳ量を０．０１％以下に抑える必要がある。このた
め、Ｓ量の上限を０．０１％とする。
る。後述するようにＣａの添加により、加工性の阻害要
因であるＳ介在物の形態を制御することができ、これに
より加工性の劣化を防止することができるが、その場合
でもＳ量を０．０１％以下に抑える必要がある。このた
め、Ｓ量の上限を０．０１％とする。
【００１５】Ａｌ：０．０２〜０．１０％ Ａｌは脱酸のため０．０２％以上を添加するが、過多の
添加は表面性状を劣化させるので、その上限を０．１０
％とする。
添加は表面性状を劣化させるので、その上限を０．１０
％とする。
【００１６】Ｃｒ：０．４〜１．５％ Ｃｒは本発明において最も重要な元素であり、熱延終了
後の冷却中にフェライト組織の生成を抑制し、ベイナイ
ト組織を生じ易くする。この効果を得るためには、少な
くともＣｒ量は０．４％以上、好ましくは０．５％以上
必要であり、一方１．５％を超えて添加しても、その効
果は飽和するため、経済性を考慮して上限を１．５％と
する。
後の冷却中にフェライト組織の生成を抑制し、ベイナイ
ト組織を生じ易くする。この効果を得るためには、少な
くともＣｒ量は０．４％以上、好ましくは０．５％以上
必要であり、一方１．５％を超えて添加しても、その効
果は飽和するため、経済性を考慮して上限を１．５％と
する。
【００１７】本発明における鋼成分は以上の基本的成分
のほか、下記Ｍｏ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃａのうちの１種以上を
選択的に添加することができ、下記(1) 、(2) 、(3) の
鋼組成とすることができる。 (1) 基本成分のほか、さらにＭｏ：１．０％以下、Ｂ：
０．００５０％以下の１種以上 (2) 基本成分又は上記(1) の成分のほか、さらにＮｉ：
２．０％以下 (3) 基本成分、上記(1) 又は(2) の成分のほか、さらに
Ｃａ：０．００５０％以下
のほか、下記Ｍｏ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃａのうちの１種以上を
選択的に添加することができ、下記(1) 、(2) 、(3) の
鋼組成とすることができる。 (1) 基本成分のほか、さらにＭｏ：１．０％以下、Ｂ：
０．００５０％以下の１種以上 (2) 基本成分又は上記(1) の成分のほか、さらにＮｉ：
２．０％以下 (3) 基本成分、上記(1) 又は(2) の成分のほか、さらに
Ｃａ：０．００５０％以下
【００１８】Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５０％
以下 Ｍｏ、ＢはＣｒと同様にフェライト変態を抑制してベイ
ナイト変態を促進し、より緩冷却や高い巻取温度におい
てもベイナイト組織を生成し易くする。また、Ｍｏは固
溶強化により、１０００Ｎ／mm2 以上の強度を達成し易
くする。かかる効果を得るには、Ｍｏを０．１％以上添
加することが好ましいが、１．０％を超えて添加しても
この効果は飽和するため、経済性も考慮して上限を１．
０％とする。また、Ｂは数ppm 程度のごく微量でその効
果を発揮し、０．００５０％を超えて添加してもその効
果が飽和するため、経済性を考慮して上限を０．００５
０％とする。
以下 Ｍｏ、ＢはＣｒと同様にフェライト変態を抑制してベイ
ナイト変態を促進し、より緩冷却や高い巻取温度におい
てもベイナイト組織を生成し易くする。また、Ｍｏは固
溶強化により、１０００Ｎ／mm2 以上の強度を達成し易
くする。かかる効果を得るには、Ｍｏを０．１％以上添
加することが好ましいが、１．０％を超えて添加しても
この効果は飽和するため、経済性も考慮して上限を１．
０％とする。また、Ｂは数ppm 程度のごく微量でその効
果を発揮し、０．００５０％を超えて添加してもその効
果が飽和するため、経済性を考慮して上限を０．００５
０％とする。
【００１９】Ｎｉ：２．０％以下 Ｎｉは強度やベイナイト変態には特に影響を与えない
が、遅れ破壊を改善する効果がある。しかし、２．０％
を超えて添加しても、その効果が飽和することから、
２．１％以下に止める。
が、遅れ破壊を改善する効果がある。しかし、２．０％
を超えて添加しても、その効果が飽和することから、
２．１％以下に止める。
【００２０】Ｃａ：０．００５０％以下 ＣａはＳなどによって生成する介在物の形態を制御し
て、加工性を向上させる元素である。０．００５０％以
下であれば、本発明の効果を減ずることなく、加工性を
向上することができるため、上限を０．００５０％とす
る。
て、加工性を向上させる元素である。０．００５０％以
下であれば、本発明の効果を減ずることなく、加工性を
向上することができるため、上限を０．００５０％とす
る。
【００２１】なお、本発明においてはＴｉ、Ｎｂなど析
出物を生成させる析出強化元素は添加されないため、後
述の実施例から明らかなとおり、変態強化によって生成
するベイナイト組織の降伏比を低く抑えることができ
る。
出物を生成させる析出強化元素は添加されないため、後
述の実施例から明らかなとおり、変態強化によって生成
するベイナイト組織の降伏比を低く抑えることができ
る。
【００２２】本発明鋼板は、ＴｉやＮｂなどの析出強化
を利用することなく、フェライト組織に比べて強度の高
いベイナイト組織を、従来技術より高い巻取温度で巻き
取っても生成させることができ、これにより９００Ｎ／
mm2 以上好ましくは１０００Ｎ／mm2 以上の引張強度の
熱延鋼板を得ることができたものである。かかる高強度
を得るためには、０．１０％以上のＣ含有量を有する鋼
において、ベイナイト組織を面積率で８５％以上、好ま
しくは９０％以上を含むことが必要である。ベイナイト
組織以外の組織については特に限定するものではなく、
フェライト組織又は／及びマルテンサイト組織であって
もよく、さらには残留オーステナイトなどを含んでもよ
い。
を利用することなく、フェライト組織に比べて強度の高
いベイナイト組織を、従来技術より高い巻取温度で巻き
取っても生成させることができ、これにより９００Ｎ／
mm2 以上好ましくは１０００Ｎ／mm2 以上の引張強度の
熱延鋼板を得ることができたものである。かかる高強度
を得るためには、０．１０％以上のＣ含有量を有する鋼
において、ベイナイト組織を面積率で８５％以上、好ま
しくは９０％以上を含むことが必要である。ベイナイト
組織以外の組織については特に限定するものではなく、
フェライト組織又は／及びマルテンサイト組織であって
もよく、さらには残留オーステナイトなどを含んでもよ
い。
【００２３】次に本発明の熱延鋼板の製造方法について
説明する。本発明の製造方法は、前記成分の鋼片を加熱
後に熱間圧延を行い、仕上温度（Ａr3点−５０）℃以上
で圧延を終了し、平均冷却速度３０℃／ｓ以上にて巻取
温度まで冷却し、３５０〜５５０℃にて巻取処理を行う
ものである。
説明する。本発明の製造方法は、前記成分の鋼片を加熱
後に熱間圧延を行い、仕上温度（Ａr3点−５０）℃以上
で圧延を終了し、平均冷却速度３０℃／ｓ以上にて巻取
温度まで冷却し、３５０〜５５０℃にて巻取処理を行う
ものである。
【００２４】鋼片加熱温度については各元素が固溶する
に必要な温度、通常１０００℃以上であればよく、Ｔｉ
やＮｂなどのオーステナイト域での固溶温度が高い元素
が添加されている場合のように、高加熱温度（約１２０
０〜１３００℃）にする必要はない。
に必要な温度、通常１０００℃以上であればよく、Ｔｉ
やＮｂなどのオーステナイト域での固溶温度が高い元素
が添加されている場合のように、高加熱温度（約１２０
０〜１３００℃）にする必要はない。
【００２５】熱間圧延の仕上温度については、通常の熱
間圧延ではオーステナイト域にて圧延を終了するが、本
発明では最終の組織に若干のフェライト等が残存しても
よい。このため、仕上温度は（Ａr3点−５０）℃以上、
すなわち概ね８００℃以上で圧延を終了する。
間圧延ではオーステナイト域にて圧延を終了するが、本
発明では最終の組織に若干のフェライト等が残存しても
よい。このため、仕上温度は（Ａr3点−５０）℃以上、
すなわち概ね８００℃以上で圧延を終了する。
【００２６】熱延鋼板に９００Ｎ／mm2 以上の高強度の
みならず、７０％以下の低降伏比（降伏比ＹＲ＝降伏強
度ＹＳ／引張強度ＴＳ）を発現させる場合は、請求項５
に記載したように、仕上温度を９２０℃未満、好ましく
は９００℃以下にする。この低降伏比が発現する主な原
因は、高い降伏比を発現させる析出物を生成するＴｉや
Ｎｂなどの析出強化元素が添加されていないために、ベ
イナイト組織であっても低降伏比が得られるものと考え
れる。そのほか、仕上温度が９２０℃未満、好ましくは
９００℃以下の場合には旧オーステナイト粒界が少なく
なり、ベイナイト粒内の炭化物の形態が微細で、場合に
よっては微量な微細フェライト粒やベイナイト組織以外
の第２相などが認められることから、このようなベイナ
イト組織の形態の違いやベイナイト以外の第２相の存在
なども低降伏比になる原因と推察される。一方、９２０
℃以上の仕上温度の場合は同じベイナイト組織である
が、焼き入れ状の組織を呈するようになり、ＹＲは８０
％近くまで高くなる。
みならず、７０％以下の低降伏比（降伏比ＹＲ＝降伏強
度ＹＳ／引張強度ＴＳ）を発現させる場合は、請求項５
に記載したように、仕上温度を９２０℃未満、好ましく
は９００℃以下にする。この低降伏比が発現する主な原
因は、高い降伏比を発現させる析出物を生成するＴｉや
Ｎｂなどの析出強化元素が添加されていないために、ベ
イナイト組織であっても低降伏比が得られるものと考え
れる。そのほか、仕上温度が９２０℃未満、好ましくは
９００℃以下の場合には旧オーステナイト粒界が少なく
なり、ベイナイト粒内の炭化物の形態が微細で、場合に
よっては微量な微細フェライト粒やベイナイト組織以外
の第２相などが認められることから、このようなベイナ
イト組織の形態の違いやベイナイト以外の第２相の存在
なども低降伏比になる原因と推察される。一方、９２０
℃以上の仕上温度の場合は同じベイナイト組織である
が、焼き入れ状の組織を呈するようになり、ＹＲは８０
％近くまで高くなる。
【００２７】熱間圧延終了後の冷却速度については、平
均速度が３０℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト組織
が多量に生成するようになり、必要なベイナイト組織量
を得ることができない。すなわちベイナイト組織は次に
述べる巻取処理によって生成されるが、熱間圧延終了後
の冷却中に生成するフェライト変態を抑制することによ
って、最終のベイナイト組織量を制御することができ、
熱間圧延終了後の平均冷却を３０℃／ｓ以上にすること
で、冷却中にフェライト組織の生成量を抑制して、面積
率で８５％以上のベイナイト組織量を得ることができ
る。
均速度が３０℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト組織
が多量に生成するようになり、必要なベイナイト組織量
を得ることができない。すなわちベイナイト組織は次に
述べる巻取処理によって生成されるが、熱間圧延終了後
の冷却中に生成するフェライト変態を抑制することによ
って、最終のベイナイト組織量を制御することができ、
熱間圧延終了後の平均冷却を３０℃／ｓ以上にすること
で、冷却中にフェライト組織の生成量を抑制して、面積
率で８５％以上のベイナイト組織量を得ることができ
る。
【００２８】熱間圧延終了後の冷却後に残ったオーステ
ナイトはベイナイト変態するが、本発明の鋼成分では冷
却後の巻取温度を３５０〜５５０℃とすることでオース
テナイトをベイナイト変態させることができる。３５０
℃未満ではオーステナイトが全てマルテンサイトに変態
するようになるため、ベイナイト組織が得られない。ま
た５５０℃を超える巻取温度ではパーライト変態が主体
となるため、この場合でもベイナイト組織が得られない
ようになる。
ナイトはベイナイト変態するが、本発明の鋼成分では冷
却後の巻取温度を３５０〜５５０℃とすることでオース
テナイトをベイナイト変態させることができる。３５０
℃未満ではオーステナイトが全てマルテンサイトに変態
するようになるため、ベイナイト組織が得られない。ま
た５５０℃を超える巻取温度ではパーライト変態が主体
となるため、この場合でもベイナイト組織が得られない
ようになる。
【００２９】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解に
より溶製した後、スラブとし、表２および表３に示す様
々の熱間圧延条件により熱間圧延を行い、熱延鋼板を得
た。得られた熱延鋼板の引張強度ＴＳ，降伏強度ＹＳ，
伸びＥｌ，降伏比ＹＲ（ＹＳ／ＴＳ），穴拡げ率λを調
べた結果を同表に併せて示す。ここで、穴拡げ率とは、
鋼板に初期穴径ｄ１として１０φの打ち抜き穴を開け、
頂角６０°の円錐ポンチにて打ち抜き穴を拡げ、クラッ
クが板厚を貫通した穴拡げ後の穴径をｄ２としたとき、
下記式で求めた値（％）を意味し、加工性の一つである
伸びフランジ性を評価する指標の一つである。 λ（％）＝（ｄ２−ｄ１）×１００／ｄ１
より溶製した後、スラブとし、表２および表３に示す様
々の熱間圧延条件により熱間圧延を行い、熱延鋼板を得
た。得られた熱延鋼板の引張強度ＴＳ，降伏強度ＹＳ，
伸びＥｌ，降伏比ＹＲ（ＹＳ／ＴＳ），穴拡げ率λを調
べた結果を同表に併せて示す。ここで、穴拡げ率とは、
鋼板に初期穴径ｄ１として１０φの打ち抜き穴を開け、
頂角６０°の円錐ポンチにて打ち抜き穴を拡げ、クラッ
クが板厚を貫通した穴拡げ後の穴径をｄ２としたとき、
下記式で求めた値（％）を意味し、加工性の一つである
伸びフランジ性を評価する指標の一つである。 λ（％）＝（ｄ２−ｄ１）×１００／ｄ１
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】表２および表３において、試料No. １〜４
は鋼種No.１〜４を用いてＣ含有量の影響を見たもので
あり、No. １はＣ量が本発明範囲未満であるため引張強
度が低く、一方No. ４は本発明範囲超であるため加工性
（λ）が低下している。また、試料No. ２、３、５〜
７、４４は鋼種No. ２、３、５〜７、１３を用いてＣｒ
含有量の影響を見たものであり、試料No. ２、３、５、
４４に比して試料No. ６および７はＣｒ含有量が本発明
範囲外であり、ベイナイト量がいずれも不足しているた
め所期の強度（９００Ｎ／mm2 以上）が得られていない
ことが分かる（図２参照）。一方、試料No. ８〜１２、
３０〜３５は鋼種No. ８〜１２を用いて選択的添加元素
の影響を見たものであり、本発明の製造条件を満足する
ものではいずれも所期の強度と組織、さらには加工性が
確保されている。
は鋼種No.１〜４を用いてＣ含有量の影響を見たもので
あり、No. １はＣ量が本発明範囲未満であるため引張強
度が低く、一方No. ４は本発明範囲超であるため加工性
（λ）が低下している。また、試料No. ２、３、５〜
７、４４は鋼種No. ２、３、５〜７、１３を用いてＣｒ
含有量の影響を見たものであり、試料No. ２、３、５、
４４に比して試料No. ６および７はＣｒ含有量が本発明
範囲外であり、ベイナイト量がいずれも不足しているた
め所期の強度（９００Ｎ／mm2 以上）が得られていない
ことが分かる（図２参照）。一方、試料No. ８〜１２、
３０〜３５は鋼種No. ８〜１２を用いて選択的添加元素
の影響を見たものであり、本発明の製造条件を満足する
ものではいずれも所期の強度と組織、さらには加工性が
確保されている。
【００３４】一方、試料No. ２、１３〜１８は巻取温度
の影響を見たものであり、本発明温度範囲（３５０〜５
５０℃）で巻き取った試料No. １４〜１７は所期の強度
が確保され、加工性も良好であることが分かる。No. １
８は巻取温度が本発明範囲を超えて過度に低いため、ベ
イナイト組織量が８５％未満で、かつマルテンサイト組
織量が多過ぎるために、非常に高強度ではあるが、加工
性の劣化が著しい（図３参照）。
の影響を見たものであり、本発明温度範囲（３５０〜５
５０℃）で巻き取った試料No. １４〜１７は所期の強度
が確保され、加工性も良好であることが分かる。No. １
８は巻取温度が本発明範囲を超えて過度に低いため、ベ
イナイト組織量が８５％未満で、かつマルテンサイト組
織量が多過ぎるために、非常に高強度ではあるが、加工
性の劣化が著しい（図３参照）。
【００３５】また、試料No. ２、１９〜２２は熱間圧延
終了後の冷却速度の影響を見たものであり、本発明条件
（３０℃／ｓ以上）を満足することで、所期の強度が確
保されることが分かる（図４参照）。
終了後の冷却速度の影響を見たものであり、本発明条件
（３０℃／ｓ以上）を満足することで、所期の強度が確
保されることが分かる（図４参照）。
【００３６】また、試料No. ２、２４〜２５はスラブの
加熱温度の影響を見たものであり、１０００℃以上の加
熱温度であれば、本発明の企図する高強度、加工性の良
好な鋼板が得られることが分かる。
加熱温度の影響を見たものであり、１０００℃以上の加
熱温度であれば、本発明の企図する高強度、加工性の良
好な鋼板が得られることが分かる。
【００３７】また、試料No. ２、２６〜２９、３６〜４
３は熱延仕上温度の影響を見たものであり、本発明条件
を満足することで所期の高強度、加工性の良好な鋼板が
得られることが分かる。特に、仕上温度を９００℃以下
にした試料No. ２７、３７〜３９、４１、４３では６０
％以下の降伏比が達成されている（図５参照）。
３は熱延仕上温度の影響を見たものであり、本発明条件
を満足することで所期の高強度、加工性の良好な鋼板が
得られることが分かる。特に、仕上温度を９００℃以下
にした試料No. ２７、３７〜３９、４１、４３では６０
％以下の降伏比が達成されている（図５参照）。
【００３８】なお、鋼種No. ２を用いた試料において、
引張強度および伸びフランジ性に及ぼすベイナイト量の
影響をグラフで示したものを図１に示す。また、図１〜
５において、グラフ中のプロットに付記した数値は試料
No. を示す。
引張強度および伸びフランジ性に及ぼすベイナイト量の
影響をグラフで示したものを図１に示す。また、図１〜
５において、グラフ中のプロットに付記した数値は試料
No. を示す。
【００３９】
【発明の効果】本発明の熱延鋼板によれば、Ｃｒ：０．
４〜１．５％を含有し、面積率で８５％以上のベイナイ
ト組織を有するので、析出強化を行うことなく９００Ｎ
／mm2以上の高強度を有し、加工性も良好である。さら
に降伏比を７０％以下とすることで、高強度でありなが
ら、成形時の形状凍結性にも優れる。また、本発明の製
造方法によれば、本発明の熱延鋼板を工業的に容易に製
造することができる。
４〜１．５％を含有し、面積率で８５％以上のベイナイ
ト組織を有するので、析出強化を行うことなく９００Ｎ
／mm2以上の高強度を有し、加工性も良好である。さら
に降伏比を７０％以下とすることで、高強度でありなが
ら、成形時の形状凍結性にも優れる。また、本発明の製
造方法によれば、本発明の熱延鋼板を工業的に容易に製
造することができる。
【図１】実施例における引張強度と伸びフランジ性に及
ぼすベイナイト量の影響を示すグラフである。
ぼすベイナイト量の影響を示すグラフである。
【図２】実施例における引張強度と伸びフランジ性に及
ぼすＣｒ含有量の影響を示すグラフである。
ぼすＣｒ含有量の影響を示すグラフである。
【図３】実施例における引張強度と伸びフランジ性に及
ぼす巻取温度（ＣＴ）の影響を示すグラフである。
ぼす巻取温度（ＣＴ）の影響を示すグラフである。
【図４】実施例における引張強度と伸びフランジ性に及
ぼす熱間圧延直後の冷却速度（ＣＲ）の影響を示すグラ
フである。
ぼす熱間圧延直後の冷却速度（ＣＲ）の影響を示すグラ
フである。
【図５】実施例における引張強度、伸びフランジ性およ
び降伏比に及ぼす熱延仕上温度（ＦＤＴ）の影響を示す
グラフである。
び降伏比に及ぼす熱延仕上温度（ＦＤＴ）の影響を示す
グラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、
Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０
２〜０．１０％、Ｃｒ：０．４〜１．５％、を含み、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、８５面積％以上
のベイナイト組織を有し、引張強度が９００Ｎ／mm2 以
上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載した成分に加え、さらに
重量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５０％以
下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下の
内１種以上を含有する請求項１に記載した高強度熱延鋼
板。 - 【請求項３】 降伏比が７０％以下である請求項１又は
２に記載した高強度熱延鋼板。 - 【請求項４】 請求項１又は２に記載した成分を有する
鋼を加熱後、熱間圧延を行い、仕上温度を（Ａr3点−５
０）℃以上で熱間圧延を終了し、３０℃／ｓ以上の冷却
速度にて冷却し、３５０〜５５０℃で巻き取ることを特
徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 仕上温度を（Ａr3点−５０）℃以上９２
０℃未満で熱間圧延を終了する請求項４に記載した高強
度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25782097A JP3540134B2 (ja) | 1997-09-04 | 1997-09-04 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25782097A JP3540134B2 (ja) | 1997-09-04 | 1997-09-04 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1180890A true JPH1180890A (ja) | 1999-03-26 |
| JP3540134B2 JP3540134B2 (ja) | 2004-07-07 |
Family
ID=17311584
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25782097A Expired - Fee Related JP3540134B2 (ja) | 1997-09-04 | 1997-09-04 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3540134B2 (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11269606A (ja) * | 1998-03-19 | 1999-10-05 | Kobe Steel Ltd | 耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2003064442A (ja) * | 2001-08-21 | 2003-03-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板 |
| JP2005060768A (ja) * | 2003-08-12 | 2005-03-10 | Jfe Steel Kk | 合金鋼熱延材の製造方法 |
| KR100544746B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 강도 및 연신율이 우수한 열연강재의 제조방법 |
| WO2007122910A1 (ja) | 2006-03-24 | 2007-11-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板 |
| JP2008045164A (ja) * | 2006-08-12 | 2008-02-28 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板 |
| JP2008069425A (ja) * | 2006-09-15 | 2008-03-27 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板 |
| JP2008266695A (ja) * | 2007-04-17 | 2008-11-06 | Nakayama Steel Works Ltd | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2008285748A (ja) * | 2007-04-17 | 2008-11-27 | Nakayama Steel Works Ltd | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2009529098A (ja) * | 2006-03-07 | 2009-08-13 | アルセロールミタル・フランス | 極めて高い強度、延性および靭性特性を有する鋼板を製造するための方法、ならびにこのように製造された板 |
-
1997
- 1997-09-04 JP JP25782097A patent/JP3540134B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11269606A (ja) * | 1998-03-19 | 1999-10-05 | Kobe Steel Ltd | 耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
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| US10370746B2 (en) | 2006-03-07 | 2019-08-06 | Arcelormittal | Process for manufacturing steel sheet |
| US9856548B2 (en) | 2006-03-07 | 2018-01-02 | Arcelormittal France | Process for manufacturing steel sheet having very high strength, ductility and toughness characteristics, and sheet thus produced |
| US8529829B2 (en) | 2006-03-24 | 2013-09-10 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet with excellent combined formability |
| WO2007122910A1 (ja) | 2006-03-24 | 2007-11-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板 |
| JP4646871B2 (ja) * | 2006-08-12 | 2011-03-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板 |
| JP2008045164A (ja) * | 2006-08-12 | 2008-02-28 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板 |
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| JP2008285748A (ja) * | 2007-04-17 | 2008-11-27 | Nakayama Steel Works Ltd | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
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| KR101446354B1 (ko) * | 2007-04-17 | 2014-10-01 | 가부시끼 가이샤 나까야마 세이꼬쇼 | 고-강도 열간 압연 강판 및 그의 제조 방법 |
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|---|---|
| JP3540134B2 (ja) | 2004-07-07 |
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